JPH10280048A - 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH10280048A JPH10280048A JP9073197A JP9073197A JPH10280048A JP H10280048 A JPH10280048 A JP H10280048A JP 9073197 A JP9073197 A JP 9073197A JP 9073197 A JP9073197 A JP 9073197A JP H10280048 A JPH10280048 A JP H10280048A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 工業的に安定して生産可能な耐時効特性に優
れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.0007〜0.0050％、Ｓ：
0.008 ％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を
含み、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝/ （Ｃ/12)
が0.5 〜４を満足する鋼素材を、｛−0.235 ×ＴSR＋30
5 ｝/ Ｓを１以上とする温度（ＴSR）で加熱したのち、
仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温
度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取り熱延板とし、つい
で圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜92
0 ℃の再結晶焼鈍を施す。
れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.0007〜0.0050％、Ｓ：
0.008 ％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を
含み、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝/ （Ｃ/12)
が0.5 〜４を満足する鋼素材を、｛−0.235 ×ＴSR＋30
5 ｝/ Ｓを１以上とする温度（ＴSR）で加熱したのち、
仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取り温
度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取り熱延板とし、つい
で圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜92
0 ℃の再結晶焼鈍を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷延薄鋼板に関
し、とくに自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成
形加工、絞り加工等の加工ののち塗装焼付処理を施され
る用途に好適に用いられる冷延薄鋼板に関する。
し、とくに自動車の車体用として、曲げ加工、プレス成
形加工、絞り加工等の加工ののち塗装焼付処理を施され
る用途に好適に用いられる冷延薄鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車の車体軽量化のために、使用する
鋼板板厚の減少が要望され、自動車用鋼板の高強度化が
検討されてきた。しかし、鋼板の高強度化は、鋼板のプ
レス成形性を劣化させる傾向があり、従来から、プレス
成形性に優れた高張力鋼板の開発が要望されていた。
鋼板板厚の減少が要望され、自動車用鋼板の高強度化が
検討されてきた。しかし、鋼板の高強度化は、鋼板のプ
レス成形性を劣化させる傾向があり、従来から、プレス
成形性に優れた高張力鋼板の開発が要望されていた。
【０００３】プレス成形性と高強度化を両立させた鋼板
として、塗装焼付硬化型自動車用鋼板が開発されてい
る。この鋼板は、通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗
装焼付処理をプレス加工後に施すと降伏応力が上昇する
鋼板である。鋼中に固溶Ｃを存在させることにより、塗
装焼付処理時の加熱で、固溶Ｃがプレス加工時に導入さ
れた転位に固着して転位の移動を妨げ、降伏応力が上昇
するのである。なお、このような塗装焼付硬化型自動車
用鋼板では、30MPa 以上の塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が
必要とされている。
として、塗装焼付硬化型自動車用鋼板が開発されてい
る。この鋼板は、通常100 〜200 ℃の高温保持を含む塗
装焼付処理をプレス加工後に施すと降伏応力が上昇する
鋼板である。鋼中に固溶Ｃを存在させることにより、塗
装焼付処理時の加熱で、固溶Ｃがプレス加工時に導入さ
れた転位に固着して転位の移動を妨げ、降伏応力が上昇
するのである。なお、このような塗装焼付硬化型自動車
用鋼板では、30MPa 以上の塗装焼付硬化量（ＢＨ量）が
必要とされている。
【０００４】しかし、この塗装焼付硬化型自動車用鋼板
では、加工前にすでに一部の転位が固溶Ｃにより固着さ
れている場合があり、プレス加工時に降伏点伸びによる
ストレッチャーストレインと呼ばれる波状の表面欠陥が
生じ、製品特性を著しく劣化させるという問題があっ
た。このような耐時効性の劣化という問題に対し、耐時
効性を改善した塗装焼付硬化型冷延鋼板が提案されてい
る。例えば、特公昭61-12008号公報には、Ｃ含有量の２
〜10倍のNbとＮ含有量の0.3 倍以上のＢとを複合添加し
た極低炭素鋼に550〜200 ℃の低温で巻取る熱間圧延
と、α−γ２相域での焼鈍のあと急冷する処理とを結合
して施し、高いｒ値と焼付硬化性を得る深絞り用２相組
織高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方
法では、α−γ２相域に加熱し急冷して、アシキュラー
フェライトとフェライトの２相組織とすることに特徴が
ある。この組織は固溶Ｃを含み高い焼付硬化性（ＢＨ
性）を有しているが、転位密度の高いアシキュラーフェ
ライトに殆どの固溶Ｃがトラップされているため、焼鈍
後も殆ど降伏伸びを示さない。
では、加工前にすでに一部の転位が固溶Ｃにより固着さ
れている場合があり、プレス加工時に降伏点伸びによる
ストレッチャーストレインと呼ばれる波状の表面欠陥が
生じ、製品特性を著しく劣化させるという問題があっ
た。このような耐時効性の劣化という問題に対し、耐時
効性を改善した塗装焼付硬化型冷延鋼板が提案されてい
る。例えば、特公昭61-12008号公報には、Ｃ含有量の２
〜10倍のNbとＮ含有量の0.3 倍以上のＢとを複合添加し
た極低炭素鋼に550〜200 ℃の低温で巻取る熱間圧延
と、α−γ２相域での焼鈍のあと急冷する処理とを結合
して施し、高いｒ値と焼付硬化性を得る深絞り用２相組
織高張力鋼板の製造方法が開示されている。この製造方
法では、α−γ２相域に加熱し急冷して、アシキュラー
フェライトとフェライトの２相組織とすることに特徴が
ある。この組織は固溶Ｃを含み高い焼付硬化性（ＢＨ
性）を有しているが、転位密度の高いアシキュラーフェ
ライトに殆どの固溶Ｃがトラップされているため、焼鈍
後も殆ど降伏伸びを示さない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公昭
61−12008 号公報に記載された方法は、α−γ２相域と
いう高温での焼鈍を施さなければならないこと、また極
低炭素鋼のα−γ２相域は非常に狭いため工程生産とし
て安定して材質を確保するのが困難であることなど問題
を残していた。
61−12008 号公報に記載された方法は、α−γ２相域と
いう高温での焼鈍を施さなければならないこと、また極
低炭素鋼のα−γ２相域は非常に狭いため工程生産とし
て安定して材質を確保するのが困難であることなど問題
を残していた。
【０００６】本発明は、上記した問題を有利に解決し、
工業的に安定して生産可能である、耐時効性に優れた塗
装焼付硬化型冷延鋼板を提供することを目的とする。
工業的に安定して生産可能である、耐時効性に優れた塗
装焼付硬化型冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、極低炭素
鋼において高いＢＨ性と優れた耐時効性を得るために鋭
意検討した結果、ＢＨ性を発現する固溶Ｃと時効性に寄
与する固溶Ｃとは、存在する場所が異なることを新規に
見いだした。170 ℃で熱処理を施す塗装焼付硬化処理の
場合には、粒界および粒内に存在する鋼中すべての固溶
ＣがＢＨ性に寄与する。一方、100 ℃で熱処理を施す時
効処理の場合には、塗装焼付硬化処理に比べ熱処理温度
が低いため、粒界に存在する固溶Ｃは粒内に拡散できず
粒界に固定されたままとなる。このため、時効性には、
粒内に存在する固溶Ｃのみが寄与し、粒界に存在する固
溶Ｃは何の影響も及ぼさない。すなわち、粒界に存在す
る固溶Ｃは、ＢＨ性には寄与するが、時効性には寄与し
ない。一方、粒内に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性および時
効性の両方に作用する。
鋼において高いＢＨ性と優れた耐時効性を得るために鋭
意検討した結果、ＢＨ性を発現する固溶Ｃと時効性に寄
与する固溶Ｃとは、存在する場所が異なることを新規に
見いだした。170 ℃で熱処理を施す塗装焼付硬化処理の
場合には、粒界および粒内に存在する鋼中すべての固溶
ＣがＢＨ性に寄与する。一方、100 ℃で熱処理を施す時
効処理の場合には、塗装焼付硬化処理に比べ熱処理温度
が低いため、粒界に存在する固溶Ｃは粒内に拡散できず
粒界に固定されたままとなる。このため、時効性には、
粒内に存在する固溶Ｃのみが寄与し、粒界に存在する固
溶Ｃは何の影響も及ぼさない。すなわち、粒界に存在す
る固溶Ｃは、ＢＨ性には寄与するが、時効性には寄与し
ない。一方、粒内に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性および時
効性の両方に作用する。
【０００８】さらに、本発明者らは、鋼素材の熱延加熱
温度とＳ含有量の関係を最適化することにより固溶Ｃの
粒界、粒内の存在状態を制御することができ、高いＢＨ
性と優れた耐時効性を有する鋼板が得られることを知見
した。まず、本発明の基礎になった実験結果について、
説明する。Ｃ：0.0020wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.10wt
％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.0005〜0.013wt ％、Al：0.04
wt％、Ｎ：0.0020wt％、Ti：0.02〜0.04wt％、Ｂ：0.00
15wt％を含有し、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝
≒1.5 ×( Ｃ/12 ）となる組成のシートバー（鋼素材）
を950 〜1250℃に加熱均熱したのち、仕上温度が890 ℃
となるように３パス圧延を行って板厚3.5mm の熱延板と
し、600 ℃×１hrのコイル巻取り処理を施した。その
後、これら熱延板を圧下率80％の冷間圧延を施し、つい
で830 ℃×40sec の再結晶焼鈍を実施し冷延焼鈍板とし
た。
温度とＳ含有量の関係を最適化することにより固溶Ｃの
粒界、粒内の存在状態を制御することができ、高いＢＨ
性と優れた耐時効性を有する鋼板が得られることを知見
した。まず、本発明の基礎になった実験結果について、
説明する。Ｃ：0.0020wt％、Si：0.02wt％、Mn：0.10wt
％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.0005〜0.013wt ％、Al：0.04
wt％、Ｎ：0.0020wt％、Ti：0.02〜0.04wt％、Ｂ：0.00
15wt％を含有し、かつ｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝
≒1.5 ×( Ｃ/12 ）となる組成のシートバー（鋼素材）
を950 〜1250℃に加熱均熱したのち、仕上温度が890 ℃
となるように３パス圧延を行って板厚3.5mm の熱延板と
し、600 ℃×１hrのコイル巻取り処理を施した。その
後、これら熱延板を圧下率80％の冷間圧延を施し、つい
で830 ℃×40sec の再結晶焼鈍を実施し冷延焼鈍板とし
た。
【０００９】これら冷延焼鈍板について、ＡＩ値とＢＨ
量を求めた。ＡＩ値は時効指数である。時効指数は、鋼
板に7.5 ％引張予歪を付加し、100℃×30min の熱処理
を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）
より求めた。また、ＢＨ量は、鋼板に２％の引張予歪を
与えたのち、170 ℃×20minの熱処理を施した場合の熱
処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）として求めた。
量を求めた。ＡＩ値は時効指数である。時効指数は、鋼
板に7.5 ％引張予歪を付加し、100℃×30min の熱処理
を施した場合の熱処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）
より求めた。また、ＢＨ量は、鋼板に２％の引張予歪を
与えたのち、170 ℃×20minの熱処理を施した場合の熱
処理前後の降伏応力の増加量（MPa ）として求めた。
【００１０】ＡＩ値とＢＨ量とにおよぼすシートバーの
熱延加熱温度（ＴSR）とＳ含有量の影響を図１に示す。
図１から、ＡＩ値とＢＨ量は、ＴSRとＳ含有量に依存
し、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満
足する場合にはじめて、ＢＨ量が30MPa 以上、ＡＩ値が
20MPa 以下を満足することがわかる。とくに、ＴSRとＳ
含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足し、さら
に、ＴSRが950 ℃超え1200℃未満でかつＳ含有量が10pp
m 超えの範囲では、ＢＨ量が40MPa 以上、ＡＩ値が20MP
a 以下の高ＢＨ性と優れた耐時効性を有することができ
るということがわかる。
熱延加熱温度（ＴSR）とＳ含有量の影響を図１に示す。
図１から、ＡＩ値とＢＨ量は、ＴSRとＳ含有量に依存
し、ＴSRとＳ含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満
足する場合にはじめて、ＢＨ量が30MPa 以上、ＡＩ値が
20MPa 以下を満足することがわかる。とくに、ＴSRとＳ
含有量が、Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 を満足し、さら
に、ＴSRが950 ℃超え1200℃未満でかつＳ含有量が10pp
m 超えの範囲では、ＢＨ量が40MPa 以上、ＡＩ値が20MP
a 以下の高ＢＨ性と優れた耐時効性を有することができ
るということがわかる。
【００１１】本発明は、上記した知見を基に構成された
ものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.00
07〜0.0050％、Si：0.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：
0.10％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.20％、
Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を含み、かつＣ、
Ti、Ｎ、Ｓ含有量が下記（１）式 0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦4 ×（Ｃ/12 ）…（１） （ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：重量％）を満足し、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼素材を、次（２）式 Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２） （ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加
熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱したの
ち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取
り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延によ
り熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率：50〜95％の
冷間圧延を施したのち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施
すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷
延鋼板の製造方法である。
ものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.00
07〜0.0050％、Si：0.5 ％以下、Mn：2.0 ％以下、Ｐ：
0.10％以下、Ｓ：0.008 ％以下、Al：0.01〜0.20％、
Ｎ：0.01％以下、Ti：0.005 〜0.08％を含み、かつＣ、
Ti、Ｎ、Ｓ含有量が下記（１）式 0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦4 ×（Ｃ/12 ）…（１） （ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：重量％）を満足し、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼素材を、次（２）式 Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２） （ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加
熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱したの
ち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範囲で終了し、巻取
り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻取る熱間圧延によ
り熱延板とし、ついで、該熱延板に圧下率：50〜95％の
冷間圧延を施したのち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍を施
すことを特徴とする耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷
延鋼板の製造方法である。
【００１２】また、本発明では、前記鋼素材が、さらに
重量％で、Nb：0.001 〜0.015 ％および／またはＢ：0.
001 〜 0.005％を含有してもよい。
重量％で、Nb：0.001 〜0.015 ％および／またはＢ：0.
001 〜 0.005％を含有してもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】まず、本発明鋼板の化学組成の限
定理由について、説明する。 Ｃ：0.0007〜0.0050％ Ｃは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.0050％までは許容でき
るので、Ｃは0.0050％を上限とした。一方、0.0007％未
満では、高いＢＨ量を確保できないため、0.0007％を下
限とした。
定理由について、説明する。 Ｃ：0.0007〜0.0050％ Ｃは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.0050％までは許容でき
るので、Ｃは0.0050％を上限とした。一方、0.0007％未
満では、高いＢＨ量を確保できないため、0.0007％を下
限とした。
【００１４】Si：0.5 ％以下 Siは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じ
て添加する。しかし、添加量が0.5 ％を超えると、深絞
り性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に限定し
た。 Mn：2.0 ％以下 Mnは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じ
て添加する。しかし、添加量が2.0 ％を超えると、深絞
り性が低下する。このため、Mnは2.0 ％以下に限定し
た。
て添加する。しかし、添加量が0.5 ％を超えると、深絞
り性が低下する。このため、Siは0.5 ％以下に限定し
た。 Mn：2.0 ％以下 Mnは鋼の強度を増加する作用を有し、所望の強度に応じ
て添加する。しかし、添加量が2.0 ％を超えると、深絞
り性が低下する。このため、Mnは2.0 ％以下に限定し
た。
【００１５】Ｐ：0.10％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて添加
する。しかし、添加量が0.10％を超えると深絞り性が劣
化するため、Ｐは0.10％以下に限定した。 Ｓ：0.008 ％以下でかつ Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305
（Ｓ：ppm 、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃）) Ｓは、深絞り性を劣化する元素でできるだけ低減するの
が好ましいが、0.008％までは許容できる。またＳは本
発明で最も重要な元素であり、ＢＨ性と耐時効性に影響
する。このため、Ｓ含有量を0.008 ％以下でかつ、鋼素
材の熱延加熱温度ＴSRとの関係で −0.235 ×ＴSR＋30
5 （ppm)以下に制限することが重要である。Ｓ含有量が
−0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)を超えると30MPa 以上の高
ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保できない。なお、
40MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保す
るためには、Ｓ含有量は0.0010％以上とするのが好まし
い。
する。しかし、添加量が0.10％を超えると深絞り性が劣
化するため、Ｐは0.10％以下に限定した。 Ｓ：0.008 ％以下でかつ Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305
（Ｓ：ppm 、ＴSR：鋼素材加熱温度（℃）) Ｓは、深絞り性を劣化する元素でできるだけ低減するの
が好ましいが、0.008％までは許容できる。またＳは本
発明で最も重要な元素であり、ＢＨ性と耐時効性に影響
する。このため、Ｓ含有量を0.008 ％以下でかつ、鋼素
材の熱延加熱温度ＴSRとの関係で −0.235 ×ＴSR＋30
5 （ppm)以下に制限することが重要である。Ｓ含有量が
−0.235 ×ＴSR＋305 （ppm)を超えると30MPa 以上の高
ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保できない。なお、
40MPa 以上の高ＢＨ量と20MPa 以下の低ＡＩ値を確保す
るためには、Ｓ含有量は0.0010％以上とするのが好まし
い。
【００１６】Al：0.01〜0.20％ Alは、脱酸および炭窒化物形成元素の歩留り向上のため
に添加する。0.01％未満ではその添加効果が少なく、一
方0.20％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得ら
れないため、Alは0.01〜0.20％の範囲に限定した。 Ｎ：0.01％以下 Ｎは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.01％までは許容できる
ので、Ｎは0.01％以下に限定した。
に添加する。0.01％未満ではその添加効果が少なく、一
方0.20％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得ら
れないため、Alは0.01〜0.20％の範囲に限定した。 Ｎ：0.01％以下 Ｎは、深絞り性に悪影響をおよぼす元素であり、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.01％までは許容できる
ので、Ｎは0.01％以下に限定した。
【００１７】Ti：0.005 〜0.08％ Tiは、鋼中のＣと結合して炭化物として析出させ、固溶
Ｃによる深絞り性劣化を防止する効果を有している。Ti
添加量が0.005 ％未満では、その添加効果が少なく、ま
た、0.08％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得
られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。この
ため、Tiは0.005 〜0.08％の範囲に限定した。さらに、
Ti含有量は、上記範囲内でかつ、Ｃ、Ｎ、Ｓ量に対し、
次（１）式 0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦4 ×（Ｃ/12 ）…（１） を満足する範囲とする。｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32
）｝が0.5 ×（Ｃ/12 ）未満では、熱延板中に多量の
固溶Ｃが残留するため冷延焼鈍板の深絞り性が劣化す
る。また、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が4 ×（Ｃ
/12 ）を超えると、焼鈍時に炭化物が溶解しにくくな
り、ＢＨ性が劣化する。このため、｛Ti/48 −（Ｎ/14
＋Ｓ/32 ）｝を0.5 ×（Ｃ/12 ）〜4 ×（Ｃ/12 ）の範
囲内に限定した。
Ｃによる深絞り性劣化を防止する効果を有している。Ti
添加量が0.005 ％未満では、その添加効果が少なく、ま
た、0.08％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得
られないうえに、深絞り性が劣化する傾向となる。この
ため、Tiは0.005 〜0.08％の範囲に限定した。さらに、
Ti含有量は、上記範囲内でかつ、Ｃ、Ｎ、Ｓ量に対し、
次（１）式 0.5 ×（Ｃ/12 ）≦Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）≦4 ×（Ｃ/12 ）…（１） を満足する範囲とする。｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32
）｝が0.5 ×（Ｃ/12 ）未満では、熱延板中に多量の
固溶Ｃが残留するため冷延焼鈍板の深絞り性が劣化す
る。また、｛Ti/48 −（Ｎ/14 ＋Ｓ/32 ）｝が4 ×（Ｃ
/12 ）を超えると、焼鈍時に炭化物が溶解しにくくな
り、ＢＨ性が劣化する。このため、｛Ti/48 −（Ｎ/14
＋Ｓ/32 ）｝を0.5 ×（Ｃ/12 ）〜4 ×（Ｃ/12 ）の範
囲内に限定した。
【００１８】以上の主成分に加えて、下記元素を必要に
応じ添加することができる。 Nb：0.001 〜0.2 ％ Nbは、熱延板の組織を微細化して冷延焼鈍板のｒ値を向
上させる作用があり、さらに冷延焼鈍後の結晶粒を微細
化して、固溶Ｃが粒界に存在する割合、固溶Ｃの粒界存
在比を高める効果がある。これら効果は0.001 ％以上の
添加で認められるが、0.2 ％を超えて添加してもそれ以
上の効果は得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向
となる。このため、Nbは0.001 〜0.2 ％の範囲に限定し
た。
応じ添加することができる。 Nb：0.001 〜0.2 ％ Nbは、熱延板の組織を微細化して冷延焼鈍板のｒ値を向
上させる作用があり、さらに冷延焼鈍後の結晶粒を微細
化して、固溶Ｃが粒界に存在する割合、固溶Ｃの粒界存
在比を高める効果がある。これら効果は0.001 ％以上の
添加で認められるが、0.2 ％を超えて添加してもそれ以
上の効果は得られないうえに、深絞り性が劣化する傾向
となる。このため、Nbは0.001 〜0.2 ％の範囲に限定し
た。
【００１９】Ｂ：0.0001〜0.0080％ Ｂは、鋼の耐２次加工脆化性を改善する作用を有してい
る。耐２次加工脆化性を改善するためには、0.0001％以
上の添加を必要とするが、0.0080％を超えると深絞り性
が劣化する。このため、Ｂは0.0001〜0.0080％の範囲に
限定した。本発明の鋼素材は、残部Feおよび不可避的不
純物からなる。不可避的不純物としてはＯ：0.010 ％以
下が許容できる。
る。耐２次加工脆化性を改善するためには、0.0001％以
上の添加を必要とするが、0.0080％を超えると深絞り性
が劣化する。このため、Ｂは0.0001〜0.0080％の範囲に
限定した。本発明の鋼素材は、残部Feおよび不可避的不
純物からなる。不可避的不純物としてはＯ：0.010 ％以
下が許容できる。
【００２０】つぎに、製造工程について説明する。本発
明鋼板の製造方法は、上記した化学組成の素材を、次
（２）式 Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２） （ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加
熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱する。
明鋼板の製造方法は、上記した化学組成の素材を、次
（２）式 Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２） （ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ）、ＴSR：鋼素材加
熱温度（℃））を満足する温度（ＴSR）に加熱する。
【００２１】ＴSRが（２）式を満足する条件とすること
により、硫化物および炭化物の析出形態が炭硫化物の複
合析出から微細炭化物に変化し、その結果、再結晶焼鈍
時に炭化物がより低温で溶解するため、粒界に多量の固
溶Ｃが残留したと考えられる。これにより、低ＡＩ値で
高ＢＨ量の鋼板を得ることができる。ＴSRが、（２）式
を満足しない場合には、ＢＨ量が30MPa 以上が得られな
い。なお、より高いＢＨ量(40MPa以上) を確保するため
には、ＴSRが950 ℃超え〜1200℃未満とするのがより好
ましい。
により、硫化物および炭化物の析出形態が炭硫化物の複
合析出から微細炭化物に変化し、その結果、再結晶焼鈍
時に炭化物がより低温で溶解するため、粒界に多量の固
溶Ｃが残留したと考えられる。これにより、低ＡＩ値で
高ＢＨ量の鋼板を得ることができる。ＴSRが、（２）式
を満足しない場合には、ＢＨ量が30MPa 以上が得られな
い。なお、より高いＢＨ量(40MPa以上) を確保するため
には、ＴSRが950 ℃超え〜1200℃未満とするのがより好
ましい。
【００２２】ついで、仕上圧延を960 〜650 ℃の温度範
囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻
取る熱間圧延により熱延板とする。熱間圧延の仕上圧延
終了温度が960 ℃を超えると、熱延板の結晶粒が粗大化
し、冷延・焼鈍後の深絞り性が劣化する。また、仕上圧
延の終了温度が650 ℃未満となると、変形抵抗が増加す
るため圧延時の圧延負荷の増大に繋がり圧延が困難とな
るため、仕上圧延終了温度を960 〜650 ℃の範囲に限定
した。
囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲で巻
取る熱間圧延により熱延板とする。熱間圧延の仕上圧延
終了温度が960 ℃を超えると、熱延板の結晶粒が粗大化
し、冷延・焼鈍後の深絞り性が劣化する。また、仕上圧
延の終了温度が650 ℃未満となると、変形抵抗が増加す
るため圧延時の圧延負荷の増大に繋がり圧延が困難とな
るため、仕上圧延終了温度を960 〜650 ℃の範囲に限定
した。
【００２３】仕上圧延後の鋼板の巻取り温度は高温ほど
炭窒化物の粗大化に有利であるが、750 ℃を超えると鋼
板表面に形成されるスケールが厚くなりすぎスケール除
去作業の負荷が増大する。また、仕上圧延後の鋼板の巻
取り温度が400 ℃未満では、巻き取りに困難を伴うとい
う問題があり、このため、仕上圧延後の鋼板の巻取り温
度を750 〜400 ℃の範囲に限定した。
炭窒化物の粗大化に有利であるが、750 ℃を超えると鋼
板表面に形成されるスケールが厚くなりすぎスケール除
去作業の負荷が増大する。また、仕上圧延後の鋼板の巻
取り温度が400 ℃未満では、巻き取りに困難を伴うとい
う問題があり、このため、仕上圧延後の鋼板の巻取り温
度を750 〜400 ℃の範囲に限定した。
【００２４】ついで、熱延板に圧下率：50〜95％の冷間
圧延を施す。熱延板には、優れた深絞り性を確保するた
めに冷間圧延が施される。高いｒ値を得るためには、圧
下率50％以上の冷間圧延を施すのが好ましい。圧下率が
50％未満では、高いｒ値は期待できない。しかし、圧下
率が95％超えると、ｒ値はかえって低下するため、圧下
率は50〜95％に限定した。
圧延を施す。熱延板には、優れた深絞り性を確保するた
めに冷間圧延が施される。高いｒ値を得るためには、圧
下率50％以上の冷間圧延を施すのが好ましい。圧下率が
50％未満では、高いｒ値は期待できない。しかし、圧下
率が95％超えると、ｒ値はかえって低下するため、圧下
率は50〜95％に限定した。
【００２５】冷間圧延のち、700 〜920 ℃の再結晶焼鈍
を施す。焼鈍温度が700 ℃未満では、炭化物の溶解が不
十分で固溶Ｃ量が少なく所定のＢＨ量が確保できない。
一方、焼鈍温度が920 ℃を超えるとα−γ変態が生じ集
合組織がランダム化するため、ｒ値が劣化し、深絞り性
が低下する。このため、再結晶焼鈍温度は700 〜920 ℃
の範囲に限定した。焼鈍方法は、箱型焼鈍法あるいは連
続型焼鈍法のいずれでもよい。
を施す。焼鈍温度が700 ℃未満では、炭化物の溶解が不
十分で固溶Ｃ量が少なく所定のＢＨ量が確保できない。
一方、焼鈍温度が920 ℃を超えるとα−γ変態が生じ集
合組織がランダム化するため、ｒ値が劣化し、深絞り性
が低下する。このため、再結晶焼鈍温度は700 〜920 ℃
の範囲に限定した。焼鈍方法は、箱型焼鈍法あるいは連
続型焼鈍法のいずれでもよい。
【００２６】なお、再結晶焼鈍後、鋼板には、形状矯
正、表面粗度調整のため、10％以下の調質圧延を施して
もよい。なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板と
しての用途以外に、加工用表面処理鋼板の原板として利
用できるのは言うまでもない。表面処理としては、亜鉛
合金を含む亜鉛めっき、すずめっき、ほうろう等があ
る。
正、表面粗度調整のため、10％以下の調質圧延を施して
もよい。なお、本発明の冷延鋼板は、加工用冷延鋼板と
しての用途以外に、加工用表面処理鋼板の原板として利
用できるのは言うまでもない。表面処理としては、亜鉛
合金を含む亜鉛めっき、すずめっき、ほうろう等があ
る。
【００２７】また、本発明鋼板は、焼鈍あるいは亜鉛め
っき後、特殊な処理、例えばNiめっき等を施して化成処
理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行
ってもよい。
っき後、特殊な処理、例えばNiめっき等を施して化成処
理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行
ってもよい。
【００２８】
【実施例】表１の示す化学組成の鋼素材（スラブ）を、
表２に示す熱延条件で板厚3.5mmの熱延板とした。これ
ら熱延板を表２に示す条件で冷間圧延して冷延鋼帯とし
た。ついで、これら鋼帯を表２に示す条件で連続焼鈍ラ
インで再結晶焼鈍を施した。得られた鋼帯に、さらに0.
8 ％の調質圧延を施し製品板とした。
表２に示す熱延条件で板厚3.5mmの熱延板とした。これ
ら熱延板を表２に示す条件で冷間圧延して冷延鋼帯とし
た。ついで、これら鋼帯を表２に示す条件で連続焼鈍ラ
インで再結晶焼鈍を施した。得られた鋼帯に、さらに0.
8 ％の調質圧延を施し製品板とした。
【００２９】これら製品板について、引張特性、ｒ値、
ＢＨ性、ＡＩ値を調査した。引張特性は、ＪＩＳ５号引
張試験片を用い、降伏点、引張強さ、伸びを測定した。
また、ｒ値は15％引張予歪を与えたのち、３点法にて測
定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45度方
向）およびＣ方向（圧延方向に90度）の平均値（ｒ＝
（ｒL ＋２ｒD ＋ rC ）／４）として求めた。
ＢＨ性、ＡＩ値を調査した。引張特性は、ＪＩＳ５号引
張試験片を用い、降伏点、引張強さ、伸びを測定した。
また、ｒ値は15％引張予歪を与えたのち、３点法にて測
定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に45度方
向）およびＣ方向（圧延方向に90度）の平均値（ｒ＝
（ｒL ＋２ｒD ＋ rC ）／４）として求めた。
【００３０】ＢＨ量は、製品板に２％の引張予歪を与え
たのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前
後の降伏応力の増加量として求めた。ＡＩ値は、製品板
に7.5 ％の引張予歪を与えたのち、100 ℃×30min の熱
処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として
求めた。それらの結果を表２に示す。
たのち、170 ℃×20min の熱処理を施した時の熱処理前
後の降伏応力の増加量として求めた。ＡＩ値は、製品板
に7.5 ％の引張予歪を与えたのち、100 ℃×30min の熱
処理を施した時の熱処理前後の降伏応力の増加量として
求めた。それらの結果を表２に示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】なお、表中には、Ｘ＝｛Ti／48−（Ｎ／14
＋Ｓ／32）｝／（Ｃ／12) とし、また、Ｚ＝｛−0.235
×ＴSR＋305 ｝／Ｓとして、 0.5≦Ｘ≦４、１≦Ｚが本
発明範囲となる。表２から、本発明範囲の製品板（No.
1、No.2、No.4、No.5、No.7、No.8、No.9〜 No.11）
は、本発明の範囲を外れる比較例に比べ、高いＢＨ量
と、低いＡＩ値を示し、高いＢＨ性と優れた耐時効性を
有することがわかる。
＋Ｓ／32）｝／（Ｃ／12) とし、また、Ｚ＝｛−0.235
×ＴSR＋305 ｝／Ｓとして、 0.5≦Ｘ≦４、１≦Ｚが本
発明範囲となる。表２から、本発明範囲の製品板（No.
1、No.2、No.4、No.5、No.7、No.8、No.9〜 No.11）
は、本発明の範囲を外れる比較例に比べ、高いＢＨ量
と、低いＡＩ値を示し、高いＢＨ性と優れた耐時効性を
有することがわかる。
【００３４】比較例No.3、No.6は、スラブ加熱温度が本
発明の範囲を外れるため（Ｚ＜１）、ＢＨ量が30MPa 未
満と低い。また、比較例No.8は、鋼組成（Ｘ）が本発明
の範囲を外れるため（Ｘ＞４）、ＢＨ量が30MPa 未満と
低い。比較例No.12 は、圧延仕上温度が本発明の範囲を
外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
発明の範囲を外れるため（Ｚ＜１）、ＢＨ量が30MPa 未
満と低い。また、比較例No.8は、鋼組成（Ｘ）が本発明
の範囲を外れるため（Ｘ＞４）、ＢＨ量が30MPa 未満と
低い。比較例No.12 は、圧延仕上温度が本発明の範囲を
外れるため、伸び、ｒ値が低下している。
【００３５】比較例No.13 は、冷間圧延の圧下率が本発
明の範囲を外れるため、ｒ値が低下している。比較例N
o.14 は、再結晶焼鈍温度が本発明の範囲を外れるた
め、伸び、ｒ値が低下している。
明の範囲を外れるため、ｒ値が低下している。比較例N
o.14 は、再結晶焼鈍温度が本発明の範囲を外れるた
め、伸び、ｒ値が低下している。
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、従来に比べ、耐時効特
性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を工業的に安定して
製造できるという産業上格別の効果を生じる。
性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板を工業的に安定して
製造できるという産業上格別の効果を生じる。
【図１】ＢＨ量、ＡＩ値におよぼす鋼素材熱間圧延加熱
温度（ＴSR）、Ｓ含有量の影響を示すグラフである。
温度（ＴSR）、Ｓ含有量の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小原 隆史 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 喜安 哲也 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 山崎 義男 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.0007〜0.0050％、 Si：0.5 ％以下、 Mn：2.0 ％以下、 Ｐ：0.10％以下、 Ｓ：0.008 ％以下、 Al：0.01〜0.20％、 Ｎ：0.01％以下、 Ti：0.005 〜0.08％を含み、かつＣ、Ti、Ｎ、Ｓ含有量
が下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物
からなる鋼素材を、下記（２）式を満足する温度
（ＴSR）に加熱したのち、仕上圧延を960 〜650 ℃の温
度範囲で終了し、巻取り温度が750 〜400 ℃の温度範囲
で巻取る熱間圧延により熱延板とし、ついで、該熱延板
に圧下率：50〜95％の冷間圧延を施したのち、700 〜92
0 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする耐時効性に優
れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。 記 0.5 ×（Ｃ／12）≦Ti／48−（Ｎ／14＋Ｓ／32）≦４×（Ｃ／12）…（１） ここに、Ｃ、Ti、Ｎ、Ｓ：重量％ Ｓ≦−0.235 ×ＴSR＋305 …………（２） ここに、Ｓ ：硫黄含有量（ppm ） ＴSR：鋼素材加熱温度（℃） - 【請求項２】 前記鋼素材が、さらに重量％で、Nb：0.
001 〜0.015 ％および／またはＢ：0.001 〜 0.005％を
含有することを特徴とする請求項１記載の塗装焼付硬化
型冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09073197A JP3978807B2 (ja) | 1997-04-09 | 1997-04-09 | 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
| TW087104895A TW515847B (en) | 1997-04-09 | 1998-04-01 | Coating/baking curable type cold rolled steel sheet with excellent strain aging resistance and method for producing the same |
| EP98912726A EP0918098B1 (en) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Method for producing a bake-hardenable cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance |
| US09/194,533 US6171412B1 (en) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Coated seizure-hardening type cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance and method of production thereof |
| CA002257835A CA2257835C (en) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Coated seizure-hardening type cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance and method of production thereof |
| CNB011108770A CN1247809C (zh) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法 |
| AU67472/98A AU721077B2 (en) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Bake-hardenable sheet steel with excellent anti-aging property, and method for producing it |
| CN98800780A CN1074055C (zh) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其处理方法 |
| PCT/JP1998/001623 WO1998045494A1 (fr) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Tole d'acier a froid mince revetue de type trempe presentant une excellente resistance au vieillissement, et procede de production |
| DE69839757T DE69839757D1 (de) | 1997-04-09 | 1998-04-08 | Verfahren zur herstellung eines oberflächengehärteten kaltgewalzten stahlbleches mit hervorragenden alterungseigenschaften |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09073197A JP3978807B2 (ja) | 1997-04-09 | 1997-04-09 | 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10280048A true JPH10280048A (ja) | 1998-10-20 |
| JP3978807B2 JP3978807B2 (ja) | 2007-09-19 |
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ID=14006718
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09073197A Expired - Fee Related JP3978807B2 (ja) | 1997-04-09 | 1997-04-09 | 耐歪時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3978807B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100467712B1 (ko) * | 2000-08-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 매우 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판 제조법 |
| WO2006118425A1 (en) | 2005-05-03 | 2006-11-09 | Posco | Cold rolled steel sheet having superior formability and high yield ratio, process for producing the same |
| CN101956133A (zh) * | 2010-10-29 | 2011-01-26 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 一种低屈服强度耐时效连退冷轧钢板及其生产方法 |
-
1997
- 1997-04-09 JP JP09073197A patent/JP3978807B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100467712B1 (ko) * | 2000-08-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 매우 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판 제조법 |
| WO2006118425A1 (en) | 2005-05-03 | 2006-11-09 | Posco | Cold rolled steel sheet having superior formability and high yield ratio, process for producing the same |
| CN101956133A (zh) * | 2010-10-29 | 2011-01-26 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 一种低屈服强度耐时效连退冷轧钢板及其生产方法 |
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